伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法
【課題】伸びフランジ性に優れた高疲労特性・低降伏比高強度鋼板を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０８〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．０１質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．０８〜０．２％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下である。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．２０質量％、Ｓｉ：０．０８〜１．５質量％、Ｍｎ：１．０〜３．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０２質量％、Ｎ：０．０００５〜０．０１質量％、酸可溶Ａｌ：０．０１質量％以下、酸可溶Ｔｉ：０．０８〜０．２％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４質量％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、輸送機器の足回り部品などに用いるのに好適な高強度鋼板に関するもので、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の安全性向上と環境保全につながる燃費向上の観点から自動車用熱延鋼板の高強度軽量化に対する要求が高まっている。自動車用部品の中でも特に足回り系と呼ばれるフレーム類やアーム類等の質量は、車体全体の質量に占める割合が高いため、こうした部位に用いられる素材を高強度化することによって薄肉化することにより、その軽量化を実現することが可能となる。また、この足回り系に使用される材料は、走行中の振動に対する耐久性の観点から高い疲労特性が要求され、高強度鋼板が広く用いられている。中でも、価格の優位性などから、熱延鋼板が主に用いられている。
【０００３】
このうち、高強度と、良加工性・良成形性を両立させうるものとしては、フェライト相とマルテンサイト相を複合させた低降伏比ＤＰ鋼板や、フェライト相と（残留）オーステナイト相を複合させたＴＲＩＰ鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は、高強度と加工性・延性には優れるものの、穴拡げ性すなわち伸びフランジ性に優れているとは言えず、足回り部品などのような伸びフランジ成形性が要求される構造用部品においては、延性ではやや劣るものの、ベイナイト系の鋼板が使用されるのが一般的である。
【０００４】
ＤＰ鋼板等の複合組織鋼板が、伸びフランジ性に劣る理由の一つとして、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合体であるため、穴拡げ加工時に両相の境界部に応力集中し、変形に追随できず破断の起点になり易いからであると考えられている。
【０００５】
こうした問題点を克服するために、ＤＰ鋼板をベースとして、機械的強度特性と、疲労特性と穴拡げ性（加工性）を両立させることを目的とした幾つかの鋼板が提案されている。一つ目は、微細分散粒子による応力緩和を指向した技術である。例えば、特許文献１にはフェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板が提案されている。この特許文献１に示す開示技術においては、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出して、各種成分の組成比を限定している。
【０００６】
二つ目は、複合相の強度差を小さくすることによる応力緩和を指向した技術である。（例えば、特許文献２参照。）この特許文献２の開示技術においては、できるだけ低Ｃ化することにより主相をベイナイト組織とするとともに、固溶強化または析出強化したフェライト組織を適切な体積比率で含有させ、これらフェライトとベイナイトの硬度差を小さくし、更に粗大な炭化物の生成を回避すること等を要旨としている。
【特許文献１】特開平１１−１９９９７３号公報
【特許文献２】特開２００１−２００３３１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、上記特許文献１に開示されているような、ＤＰ鋼板中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板は、確かに高い疲労強度を示すものの、顕著な伸びフランジ性の向上は確認できていない。また、上記特許文献２に開示されている様な、鋼板組織をベイナイト相主体とし、粗大な炭化物の生成を抑制した高強度熱延鋼板は、確かに優れた伸びフランジ性を示すものの、Ｃｕを含有したＤＰ鋼板に比べてその疲労特性は必ずしも優れているとは言えない。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは厳しい穴広げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することができない。本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中のＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物の存在にあることが分かった。
【０００８】
すなわち、繰り返し変形を受けると表層またはその近傍に存在する延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、亀裂として伝播することによって疲労特性を劣化させると共に、穴広げ加工時の割れ発生の起点となり易いため伸びフランジ性を低下させる要因となる。また、同時に酸可溶Ｔｉを高めることで、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物の効果により結晶粒を微細化することができ、高い疲労特性と優れた伸びフランジ性を両立させることができることが分かった。
【０００９】
このため、酸可溶Ｔｉを高めつつ、鋼中のＭｎＳ系介在物をできる限り延伸させず微細球状化することが望ましい。
【００１０】
しかしながら、Ｍｎは、ＣやＳｉとともに材料の高強度化に有効に寄与する元素であるところ、高強度鋼板では強度確保のためＭｎの濃度を高く設定するのが一般的であり、さらに通常の製鋼工程の処理ではＳ濃度も５０ppm程度は含まれてしまう。このため、鋳片中にはＭｎＳが存在するのが通常である。また、同時に可溶性Ｔｉを高めていくと、粗大なＴｉＳやＭｎＳと一部化合して（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出するようになる。鋳片が熱間圧延および冷間圧延されると、こうしたＭｎＳ系介在物は変形し易いため、延伸したＭｎＳ系介在物となり、これが疲労特性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。しかし、これまで、こうしたＭｎＳ系介在物の析出・変形制御の視点にたって伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提案した例は見られない。
【００１１】
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させた伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上述の如き問題点を解決するために、本発明者は、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ（本発明において、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの三つの介在物を、便宜上、ＭｎＳ系介在物と呼ぶ）この、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させ、伸びフランジ性を向上させる方法、および疲労特性を劣化させない添加元素の解明を中心に鋭意研究を進めた。その結果、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、これが上述の如き耐疲労性等の向上につながることを解明した。また、微細な酸化物、ＭｎＳ系介在物とするために、まずＳｉで脱酸を行い、次にＴｉで脱酸を行い、最後にＣｅ、Ｌａの添加により脱酸を行う、３段階の逐次脱酸とすることが、各段階で生成する酸化物を微細化することにつながり、有効であることを解明した。
【００１３】
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる例も観察されたが、伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮはＭｎＳ系介在物の対象としない。
【００１４】
本発明に係る伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板の要旨は、以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【００１６】
（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００１７】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００１８】
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００１９】
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００２０】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２１】
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２２】
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００２３】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２４】
（７）質量％で、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２５】
（８）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２６】
（９）質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％の１種または２種以上を含有していることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性低降伏比高強度鋼板。
【００２７】
（１０）製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを１．０〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを実質的に添加することなく、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５〜０．０４％とすることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【００２８】
（１１）前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％、Ｃａを０．０００１〜０．００４％のいずれか一種または二種以上となる様に添加することを特徴とする（１０）に記載の伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【００２９】
ちなみに、本発明における高強度鋼板とは、通常の熱延・冷延鋼板でそのままの裸での使用や、めっき、塗装などの表面処理が施されて使用される場合を含むものである。
【発明の効果】
【００３０】
本発明の方法によれば、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物として析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができるので、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
以下、本発明を実施するための最良の形態として、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板について、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３２】
先ず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
【００３３】
本発明者は、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００３％を含有し残部がＦｅである溶鋼に対して様々な元素を用いて脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍの熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を引張試験、穴拡げ試験および疲労試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。
【００３４】
その結果、Ａｌで殆ど脱酸することなく、Ｓｉを添加して、その後にＴｉを添加して約２分程度撹拌した後、さらにその後に少なくともＣｅ、Ｌａを添加して、３段階による逐次脱酸した鋼板が最も伸びフランジ性と疲労特性に優れることが分かった。その理由は、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）ＳのＭｎＳ系介在物が析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ系介在物の変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物が著しく減少する。また、鋼板組織の結晶粒径も微細なものとなる。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、これが上述の如き耐疲労性等の向上につながるためである。
【００３５】
なお、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドが微細化する理由は、最初にＳｉ脱酸で生成したＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉが還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元分解して微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドを形成すること、さらに生成したＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイド自体と溶鋼との界面エネルギーが低いため生成後の凝集合体も抑制されるためである。
【００３６】
これら実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者は、以下に説明するように、鋼板の化学成分条件の検討を行い、本発明を完成させるに至った。
【００３７】
以下、本発明において化学成分を限定した理由について説明をする。
【００３８】
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に対して有効に寄与する。即ち、このＣは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３％が必要である。しかし、このＣが過剰に含まれ０．２０％を超えると、加工性ならびに溶接性が劣化する。必要な強度を達成し、加工性・溶接性を確保するために、本発明においては、Ｃの濃度を０．２０％以下とする。
【００３９】
Ｓｉ：０．０８〜１．５％
Ｓｉは主要な脱酸元素の一つであり、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するとともに、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる機能を担う。このＳｉは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制するとともに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であるため、伸びを大きく損なうことなく強度を向上し、低降伏比で穴広げ性を改善するために重要な元素である。溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させるためには（このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉが還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元することにより介在物を微細化させるため）、Ｓｉを０．０８％以上添加する必要がある。このため、本発明においては、Ｓｉの下限を０．０８％とした。これに対して、Ｓｉの濃度が高すぎると、介在物中のＳｉＯ2濃度が高くなって大型介在物が生成し易くなり、また靭延性が極端に悪くなり、表面脱炭や表面疵が増加するため疲労特性が却って悪くなる。これに加えて、Ｓｉを過剰に添加すると溶接性や延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明においては、Ｓｉの上限を１．５％とした。
【００４０】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、製綱段階での脱酸に有用な元素であり、Ｃ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、このＭｎを１．０％以上は含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを、３．０％を超えて含有させるとＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するのでこのＭｎの上限を３．０％とする。
【００４１】
Ｐ：０．０５％以下
ＰはＦｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として作用する点において有効であるが、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させ、加工性の劣化が懸念されるので０．０５％以下とする。また固溶強化の必要がなければＰを添加する必要はなく、Ｐの下限値は０％を含むものとする。
【００４２】
Ｓ：０．０００５％以上
Ｓは、不純物として偏析して、ＳはＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるため、極力低濃度であることが望ましい。従来は、伸びフランジ性確保すべく、Ｓの濃度を極低硫化させる必要があった。しかし、鋼板の材質を向上するために０．０００５％未満とするには、二次精錬での脱硫負荷が大きすぎ、脱硫コストが高くなり、それに見合った材質が得られない。従って、二次精錬での脱硫を前提とした場合のＳ濃度の下限を０．０００５％とした。
【００４３】
また、本発明では微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物を形態制御することができるため、基本的に二次精錬の脱硫処理を省略できるというメリットを享受できる。。すなわち、鋼中のＳ濃度にバランスさせたＣｅ， Ｌａ濃度を設定でき、ＭｎＳ系介在物を形態制御し、圧延時にも変形が起こり難く、介在物の延伸を防止することができるため、Ｓの濃度の上限値は特に規定しない。
【００４４】
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｔｉは主要な脱酸元素の一つであるとともに、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延の加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するため微細化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、伸びフランジ性を著しく向上させる機能を担う。これには、酸可溶Ｔｉを０．００８％以上添加する必要がある。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの下限を０．００８％とした。
【００４５】
一方、０．２％を超えて含有すると、脱酸における効果が飽和するのみならず、熱延前の加熱時に粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、かえって材質の劣化を招き、含有量に見合う効果が期待できない。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの濃度の上限を０．２％とする。
【００４６】
また、溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させるため、Ｓｉで脱酸を行い、逐次的にＴｉで脱酸し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａで脱酸する。こうした逐次脱酸により、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させ、このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉで還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、さらにＣｅ、ＬａでＴｉオキサイドを還元することにより介在物を微細化させることができる効果を持っている。
【００４７】
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。しかしながら、このＮを添加し過ぎると、ＡｌやＴｉ等と粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。このため、本発明においては、Ｎの濃度の上限を０．０１％とする。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので０．０００５％を下限とする。
【００４８】
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下
酸可溶Ａｌはその酸化物がクラスター化して粗大になり易く、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させるため極力抑制することが望ましい。しかしながら、予備的な脱酸材として０．０１％までは用いることが許容される。これは、酸可溶Ａｌ濃度が０．０１％超になると、介在物中のＡｌ２Ｏ３含有率が５０％を超え、介在物のクラスター化が起こるためである。クラスター化防止の観点から酸可溶Ａｌ濃度は低い方が良く、下限値は０％を含む。また、酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌの濃度を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ２Ｏ３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。この様な酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３とに分別でき、酸可溶Ａｌ濃度が測定できる。
【００４９】
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％
Ｃｅ、ＬａはＳｉ脱酸により生成したＳｉＯ2、逐次的にＴｉ脱酸により生成したＴｉＯ２，Ｔｉ２Ｏ３を還元し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトとなり易く、且つ硬質、微細で圧延時に変形し難いＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ２Ｏ３、ＣｅＯ２）、セリュウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ２Ｏ２Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ２Ｏ３、ＬａＯ２）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ２Ｏ２Ｓ）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、或いはセリュウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドを主相（５０％以上を目安とする。）とする介在物を形成する効果を有している。
【００５０】
ここで、上記介在物中には、脱酸条件によりＭｎＯ、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、或いはＡｌ２Ｏ３を一部含有する場合もあるが、主相が上記酸化物であればＭｎＳ系介在物の析出サイトとして十分機能し、且つ介在物の微細・硬質化の効果も損なわれることはない。このような介在物を得るためには、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度を０．０００５％以上０．０４％以下にする必要がある。ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度が０．０００５％未満ではＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３介在物を還元できず、０．０４％超ではセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、粗大な介在物となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００５１】
以下、本発明においての、選択元素について化学成分を限定した理由について説明をする。これらの元素は選択元素であることから、添加の有無は任意である。
【００５２】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、０．１０％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、コストが高くなるので０．１０％を上限とする。
【００５３】
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｖは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、０．０５％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、コストが高くなるので０．０５％を上限とする。
【００５４】
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｃｒは鋼の焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．６％を上限とする。
【００５５】
Ｍｏ：０．０１〜０．４％
Ｍｏは鋼の焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．４％を上限とする。
【００５６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上し、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０００３％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００３％を上限とする。
【００５７】
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
Ｃａは硫化物の形態を制御して鋼の加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０００１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００４％を上限とする。
【００５８】
次に、本発明の鋼板中における介在物の存在条件について説明する。尚、鋼鈑とは、熱
間圧延、或いはさらに冷間圧延を経て得られた圧延後の板を意味している。
【００５９】
伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）を鋼板中でできるだけ低減することが重要である。本発明者は、円相当径１μｍ未満のＭｎＳ系介在物は割れ発生起点としては無害であり、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させないことを実験を介して知見しており、また、円相当直径１μｍ以上の介在物は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察も容易であることから、鋼板における円相当直径が１μｍ以上の介在物を対象として、その形態および組成を調査し、ＭｎＳ系介在物の分布状態を評価した。ここで、円相当直径とは、断面観察した介在物の長軽と短径から、（長径×短径）・0.5として求めたものと定義する。なお、ＭｎＳ系介在物の円相当直径の上限は特に規定するものではないが、現実的には１ｍｍ程度のＭｎＳ系介在物が観察される場合がある。
【００６０】
延伸介在物の個数割合は、ＳＥＭを用いてランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の複数個（例えば５０個程度）の介在物を組成分析すると共に、介在物の長径と短径をＳＥＭ像から測定する。ここで延伸介在物を、長径／短径（延伸割合）が５以上の介在物とするとき、検出した上記延伸介在物の個数を、調査した全介在物個数（上述の例でいうと５０個程度）で除すことにより、上記延伸介在物の個数割合を求めることができる。
【００６１】
なお、介在物の延伸割合を５以上とした理由は、Ｃｅ、Ｌａを添加しない比較鋼板中の延伸割合５以上の介在物は、殆どＭｎＳ系介在物であったためである。尚、MｎS系介在物の延伸割合の上限は特に規定するものではないが、現実的には延伸割合５０程度のＭｎＳ系介在物が観察される場合もある。
【００６２】
その結果、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。即ち、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、本発明においては、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合は２０％以下とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、その延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値は０％を含む。
【００６３】
ここで、円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値が０％の意味するところは、円相当直径が１μｍ以上の介在物であるが延伸割合５以上のものが存在しない場合、又は延伸割合５以上の延伸介在物であっても、円相当直径がすべて１μｍ未満という場合である。
【００６４】
また、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となっている。この介在物の形態としては、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００６５】
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる場合もある。但し、前述の通り、ＴｉＮは伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮは本発明のＭｎＳ系介在物の対象としない。
【００６６】
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、鋼板中でも延伸していない形状、すなわち、ほぼ球状介在物となっている。
【００６７】
ここで、延伸していないと判断される球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物である。これは、圧延前の鋳片段階においてＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物における延伸割合が３以下であったためである。また、延伸していないと判断される球状介在物は、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
【００６８】
このような介在物の個数割合の調査を延伸介在物の個数割合調査と同様の方法で実施した。その結果、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％未満になると、これに対応して、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。このため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合は１０％以上とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その個数割合の上限値は１００％を含む。
【００６９】
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、その円相当直径は特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、あまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
【００７０】
一方、この介在物は、圧延時にも変形が起こり難い上に、円相当直径が１μｍ未満の場合は、割れ発生起点とならないことから、円相当直径の下限は特に規定するものではない。
【００７１】
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における介在物の存在条件として、介在物の単位体積当たりの個数密度で規定することとした。
【００７２】
介在物の粒径分布は、スピード法による電解面のＳＥＭ評価で実施した。スピード法による電解面のＳＥＭ評価とは、試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさや個数密度を評価するものである。なお、スピード法とは、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニュウムクロライド−メタノールを用いて試料表面を電解し、介在物を抽出する方法であるが、電解量としては試料表面の面積１ｃｍ２当たり１Ｃを電解した。このようにして電解した表面のＳＥＭ像を画像処理して、円相当直径に対する頻度（個数）分布を求めた。この粒径の頻度分布から平均円相当直径を算出すると共に、観察した視野の面積と、電解量から求めた深さで頻度を除すことにより介在物の体積当たりの個数密度も算出した。
【００７３】
割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、延伸割合５以上の介在物の体積個数密度を評価した結果、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であると伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数密度が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値は０％を含む。
【００７４】
ここで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値が０％の意味するところは、上記と同様である。
【００７５】
また、直径１μｍ以上、かつ、延伸率５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、延伸していないＭｎＳ系介在物はＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となり、その形状はほぼ球状介在物となっていた。
【００７６】
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００７７】
また、球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
【００７８】
このような介在物の体積個数密度を調査した結果、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３未満になると、これに対応して、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は１．０×１０３個／ｍｍ３以上に規定する。また、伸びフランジ性や疲労強度は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その体積個数密度の上限値は特に規定するものではない。
【００７９】
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、上記と同様に、特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、この円相当直径があまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
【００８０】
一方、この介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合は、全く問題はないため、下限は特に規定するものではない。
【００８１】
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における延伸介在物の存在条件として、円相当直径の上限値で規定した。具体的には、割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径を評価した結果、この延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが分かった。これは、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が増加するにつれて、この延伸介在物の平均円相当直径が大きくなることに着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として規定したものである。これは、溶鋼中のＭｎやＳの量が増加するにつれて、生成するＭｎＳ系介在物の個数が増加するとともに、生成するＭｎＳ系介在物の大きさも粗大化するものと推定される。
【００８２】
そこで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物が１０μｍを超えて大きくなると、これに応じて、この延伸介在物の個数割合が２０％を超えるため、割れ発生の起点となり易い粗大なＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とする。
【００８３】
なお、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下という規定は、円相当直径１μｍ以上の介在物が鋼鈑中に存在する場合であることを意味しているため、円相当直径の下限値は１μｍとなる。
【００８４】
一方で、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物中のＣｅもしくはＬａの平均組成の含有量で規定した。
【００８５】
具体的には、上述したように、伸びフランジ性と疲労特性を向上させる上で、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することが重要である。
【００８６】
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００８７】
また、球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１であるため、延伸割合の下限は１である。
【００８８】
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な組成を明らかにするため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の組成分析を実施した。
【００８９】
但し、この介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば観察が容易なことから、便宜的に、円相当直径１μｍ以上を対象とした。但し、観察が可能であれば、円相当直径が１μｍ未満の介在物も含めても良い。
【００９０】
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合はすべて３以下の介在物となっていることが確認された。従って、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物を対象に組成分析を実施した。
【００９１】
その結果、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜５０％含有させると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が０．５質量％未満になると、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
【００９２】
一方、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が５０％超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００９３】
また、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物がＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドで如何に改質されているかを捉えることをＳに着目し、鋼板の化学成分（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比で規定し、整理することを着想した。具体的には、この質量比が小さいときには、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が単独で多数析出することになる。この質量比が大きくなってくると、ＭｎＳ系介在物に比し、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドが多くなってきて、これらＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物が多くなってくる。すなわち、ＭｎＳ系介在物がＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドで改質されてくる。こうして、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるために、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することに繋がり、この効果を整理するための化学成分比である。
【００９４】
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な化学成分比を明らかにするため、鋼板の（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比を変化させて、介在物の形態、伸びフランジ性と疲労特性を評価した。その結果、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１未満になると、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
【００９５】
一方、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が７０超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００９６】
次に、鋼板の組織について説明する。
【００９７】
本発明では、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるものであり、鋼板のミクロ組織は特に限定するものではない。
【００９８】
本発明では、鋼板の組織における結晶粒径を１０μｍ以下とすることが好ましい。鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、ベイニティック・フェライトを主相とする組織にした鋼板、フェライト相を主相とし、マルテンサイト相、ベイナイト相を第２相とする複合組織鋼板、そしてフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイトもしくはベイナイト）からなる複合組織鋼板の、いずれの組織でも良い。
【００９９】
また、いずれの組織においても、結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することにより、穴拡げ性と疲労特性を向上させることができるため好ましい。平均粒径が１０μｍを超えると、延性・疲労特性の向上が小さくなる。穴拡げ性と疲労特性の向上のためには、より好ましくは８μｍ以下である。ただし一般的には、足回り部品などのような優れた伸びフランジ性を得るには、延性ではやや劣るものの望ましくは、フェライトもしくはベイナイト相が面積比で最大の相であることが好ましい。
【０１００】
次に製造条件を説明する。
【０１０１】
本発明では転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭し
た溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行う。
【０１０２】
この時に、Ａｌは実質的に添加しないこととするが、酸可溶Ａｌが僅かに残る程度の少量のＡｌを添加する程度であれば脱酸しても良く、この程度の少量添加については、実質的に添加しないことに含むこととする。その際、少量のＡｌにより生成するＡｌ２Ｏ３に応じた約３分程度の浮上時間を採ることが好ましい。
【０１０３】
また、Ｓについては、前述の通り、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。但し、Ｓ≦２０ｐｐｍ程度の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼脱硫が必要な場合は、脱硫を行って、成分調整を実施することでも良い。
【０１０４】
その後Ｓｉを添加してから３分程度してからＴｉを添加し約２分程度の撹拌時間を置いた後、逐次的にＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して成分調整を行う。ここで、選択元素を添加する場合は、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前までに行い、十分撹拌し、必要に応じて選択元素の成分調整が行われた後に、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の添加を行う。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する。
【０１０５】
連続鋳造については、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造に適用されるだけでなく、ブルームやビレット、さらにはスラブ連続鋳造機の鋳型厚みが通常より薄い、例えば１５０ｍｍ以下の薄スラブ連続鋳造に対して十分に適用可能である。
【０１０６】
高強度熱延鋼板を製造するための熱延条件について述べる。
【０１０７】
熱延前のスラブの加熱温度は鋼中の炭窒化物などを固溶させるため１１５０℃以上とすることが好ましい。これら炭窒化物を固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で延性の向上にとって好ましいフェライト量が得られる。一方、熱延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので上限を１２５０℃とすることが好ましい。
【０１０８】
上記の温度範囲に加熱された後に、通常の熱間圧延を行うが、その工程の中で仕上げ圧延完了温度は鋼板の組織制御を行う場合に重要である。仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ3点＋３０℃未満では表層部の結晶粒径が粗大になり易く、疲労特性上好ましくない。一方、Ａｒ3点＋２００℃超では圧延終了後のオーステナイト粒径が粗大になり、冷却中に生成する相の構成および分率が制御しづらくなるので、上限をＡｒ3点＋２００℃とすることが好ましい。
【０１０９】
また、仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度を１０〜１００℃／秒とし、４５０〜６５０℃の範囲で巻き取り温度とする場合、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取り温度とする場合とで、目的とする組織構成に応じて選択する。圧延後の冷却速度と巻き取り温度をコントロールすることによって、前者の圧延条件では、ポリゴナル・フェライト、ベイニティック・フェライト、およびベイナイト相から一つまたは二つ以上の組織とその分率を持った鋼板を、後者の圧延条件では、延性に優れる多量のポリゴナル・フェライト相とマルテンサイト相の複合組織をもつＤＰ鋼板を得ることができる。
【０１１０】
上記の平均の冷却速度が１０℃／秒未満では伸びフランジ性に好ましくないパーライトが生成しやすくなり好ましくない。一方、組織制御の上では冷却速度に上限を設ける必要はないが、余りに速い冷却速度は鋼板の冷却を不均一にするおそれがあり、またそうした冷却を可能にするような設備の製造には多額の費用が必要となり、そのことで鋼板の価格上昇を招くと考えられる。このような観点から、冷却速度の上限は１００℃／秒とするのが好ましい。
【０１１１】
本発明による高強度冷延鋼板は、熱延、巻き取り後、酸洗、スキンパス等の工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍を行うことにより製造される。バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍工程で焼鈍して、最終的な冷延鋼板とする。
【０１１２】
また、本発明による高強度鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明高強度鋼板の機械特性には何ら変化が無い。
【実施例】
【０１１３】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
【０１１４】
表１に化学成分を示すスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。
【０１１５】
【表１】
【０１１６】
【表２】
【０１１７】
この表１においては、鋼番号（以下、鋼番という。）１、３、５、７、９、１１、１３については、本発明に係る高強度鋼板の範囲内の組成で構成し、鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４については、本発明に係る高強度鋼板の範囲から逸脱させた比較鋼として構成している。鋼番２、４、６、８、１０、１４においては、酸可溶Ａｌを０．０１％超含有させたスラブとし、また、鋼番８、１０、１２、１４においては、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５未満まで低減させたスラブとして構成したものである。
【０１１８】
ちなみに、この表１において、鋼番１と鋼番２、鋼板３と鋼番４、鋼番５と鋼番６、鋼番７と鋼番８、との間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、酸可溶Ａｌ等を互いに異ならせている。また、鋼番９と鋼番１０、鋼板１１と鋼番１２、鋼番１３と鋼番１４、とのとの間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、Ｃｅ＋Ｌａ等を互いに異ならせている。
【０１１９】
また、この表２においては、条件Ａとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８４５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を７５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。条件Ｂとして、加熱温度を１２００℃、仕上圧延完了温度を８６０℃、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度、巻き取り温度を４００℃としている。条件Ｃとして、加熱温度を１２００℃、仕上圧延完了温度を８２５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を４５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。
【０１２０】
鋼番１と鋼番２に対しては、条件Ａを、また、鋼番３と鋼番４に対しては、条件Ｂを、
鋼番５と鋼番６に対しては、条件Ａを、更に鋼番７と鋼番８に対しては、条件Ｃを、鋼番９と鋼番１０に対しては、条件Ａを、鋼番１１と鋼番１２に対してと、鋼番１３と鋼番１４に対しては、条件Ｃを適用するようにすることで、同一製造条件下で化学組成の影響を比較できるようにしている。
【０１２１】
このようにして得られた鋼板の基本特性として、強度、延性、伸びフランジ性、疲労限度比を調べた。
【０１２２】
また、鋼板中の延伸介在物の存在状態として、すべて１μｍ以上の介在物を対象として、延伸割合５以上の介在物については個数割合、体積個数密度、平均円相当直径を調べた。
【０１２３】
さらに、鋼板中の延伸していない介在物の存在状態として、すべて１μｍ以上の介在物を対象として、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合および体積個数密度と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の含有量の平均値を調べた。
【０１２４】
なお、１μｍ以上の介在物を対象としたのは、観察が容易であることに加えて、１μｍ未満の介在物は伸びフランジ性や疲労特性の劣化に影響しないためである。
【０１２５】
その結果を鋼と圧延条件の組み合わせ毎に表３に示す。
【０１２６】
【表３】
【０１２７】
強度と延性は、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験により求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０°の円錐パンチで押し広げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴拡げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。また、疲労特性を表す指標として用いた疲労限度比は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠した方法で求めた２×１０６回時間強さ（σＷ）を鋼板の強度（σＢ）で除した値（σＷ／σＢ）で評価した。
【０１２８】
なお、試験片は同規格に規定の１号試験片であり、平行部が２５ｍｍ、曲率半径Ｒが１００ｍｍ、原板（熱延板）の両面を等しく研削した厚さ３．０ｍｍのものを用いた。
【０１２９】
さらに、介在物はＳＥＭ観察を行い、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について長径と短径を測定した。さらに、ＳＥＭの定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について組成分析を実施した。それらの結果を用いて、延伸割合５以上の介在物の個数割合、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合、さらに延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均値を求めた。また、介在物の形態別体積個数密度は、スピード法により電解面のＳＥＭ評価により算出した。
【０１３０】
表３から明らかなように、本発明の方法を適用した鋼番１、３、５、７、９、１１、１３では、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させることにより、延伸したＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減することができた。即ち、鋼鈑中にＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合を１０％以上、その介在物の体積個数密度を１．０×１０３個／ｍｍ３以上、鋼鈑中に存在する延伸割合３以下の介在物中のＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率を０．５％〜５０％とすることにより、円相当直径１μｍ以上で延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合を２０％以下、その介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下、その介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とすることができた。なお、いずれの鋼板の組織においても、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであった。
【０１３１】
その結果、比較鋼と比べて、本発明鋼としての鋼番１、３、５、７では、伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得ることができた。しかし、比較鋼（鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４）では、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであったにもかかわらず、延伸したＭｎＳ系介在物とＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させた介在物の分布状態が本発明で規定する分布状態と異なるため、鋼板加工時に延伸したＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点となり、伸びフランジ性と疲労特性が低下していた。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、輸送機器の足回り部品などに用いるのに好適な高強度鋼板に関するもので、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車の安全性向上と環境保全につながる燃費向上の観点から自動車用熱延鋼板の高強度軽量化に対する要求が高まっている。自動車用部品の中でも特に足回り系と呼ばれるフレーム類やアーム類等の質量は、車体全体の質量に占める割合が高いため、こうした部位に用いられる素材を高強度化することによって薄肉化することにより、その軽量化を実現することが可能となる。また、この足回り系に使用される材料は、走行中の振動に対する耐久性の観点から高い疲労特性が要求され、高強度鋼板が広く用いられている。中でも、価格の優位性などから、熱延鋼板が主に用いられている。
【０００３】
このうち、高強度と、良加工性・良成形性を両立させうるものとしては、フェライト相とマルテンサイト相を複合させた低降伏比ＤＰ鋼板や、フェライト相と（残留）オーステナイト相を複合させたＴＲＩＰ鋼板が知られている。しかし、これらの鋼板は、高強度と加工性・延性には優れるものの、穴拡げ性すなわち伸びフランジ性に優れているとは言えず、足回り部品などのような伸びフランジ成形性が要求される構造用部品においては、延性ではやや劣るものの、ベイナイト系の鋼板が使用されるのが一般的である。
【０００４】
ＤＰ鋼板等の複合組織鋼板が、伸びフランジ性に劣る理由の一つとして、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複合体であるため、穴拡げ加工時に両相の境界部に応力集中し、変形に追随できず破断の起点になり易いからであると考えられている。
【０００５】
こうした問題点を克服するために、ＤＰ鋼板をベースとして、機械的強度特性と、疲労特性と穴拡げ性（加工性）を両立させることを目的とした幾つかの鋼板が提案されている。一つ目は、微細分散粒子による応力緩和を指向した技術である。例えば、特許文献１にはフェライト相とマルテンサイト相の複合組織鋼板（ＤＰ鋼板）中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板が提案されている。この特許文献１に示す開示技術においては、固溶しているＣｕもしくはＣｕ単独で構成される粒子サイズが２ｎｍ以下のＣｕ析出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も損なわないことを見出して、各種成分の組成比を限定している。
【０００６】
二つ目は、複合相の強度差を小さくすることによる応力緩和を指向した技術である。（例えば、特許文献２参照。）この特許文献２の開示技術においては、できるだけ低Ｃ化することにより主相をベイナイト組織とするとともに、固溶強化または析出強化したフェライト組織を適切な体積比率で含有させ、これらフェライトとベイナイトの硬度差を小さくし、更に粗大な炭化物の生成を回避すること等を要旨としている。
【特許文献１】特開平１１−１９９９７３号公報
【特許文献２】特開２００１−２００３３１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、上記特許文献１に開示されているような、ＤＰ鋼板中に微細なＣｕの析出または固溶体を分散させた鋼板は、確かに高い疲労強度を示すものの、顕著な伸びフランジ性の向上は確認できていない。また、上記特許文献２に開示されている様な、鋼板組織をベイナイト相主体とし、粗大な炭化物の生成を抑制した高強度熱延鋼板は、確かに優れた伸びフランジ性を示すものの、Ｃｕを含有したＤＰ鋼板に比べてその疲労特性は必ずしも優れているとは言えない。また、粗大な炭化物の生成を抑制しただけでは厳しい穴広げ加工を行った場合に亀裂の発生を防止することができない。本発明者らの研究によれば、これらの原因は、鋼板中のＭｎＳを主体とする延伸した硫化物系介在物の存在にあることが分かった。
【０００８】
すなわち、繰り返し変形を受けると表層またはその近傍に存在する延伸した粗大なＭｎＳ系介在物の周辺に内部欠陥が発生し、亀裂として伝播することによって疲労特性を劣化させると共に、穴広げ加工時の割れ発生の起点となり易いため伸びフランジ性を低下させる要因となる。また、同時に酸可溶Ｔｉを高めることで、固溶ＴｉもしくはＴｉの炭窒化物の効果により結晶粒を微細化することができ、高い疲労特性と優れた伸びフランジ性を両立させることができることが分かった。
【０００９】
このため、酸可溶Ｔｉを高めつつ、鋼中のＭｎＳ系介在物をできる限り延伸させず微細球状化することが望ましい。
【００１０】
しかしながら、Ｍｎは、ＣやＳｉとともに材料の高強度化に有効に寄与する元素であるところ、高強度鋼板では強度確保のためＭｎの濃度を高く設定するのが一般的であり、さらに通常の製鋼工程の処理ではＳ濃度も５０ppm程度は含まれてしまう。このため、鋳片中にはＭｎＳが存在するのが通常である。また、同時に可溶性Ｔｉを高めていくと、粗大なＴｉＳやＭｎＳと一部化合して（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出するようになる。鋳片が熱間圧延および冷間圧延されると、こうしたＭｎＳ系介在物は変形し易いため、延伸したＭｎＳ系介在物となり、これが疲労特性と伸びフランジ性（穴拡げ加工性）を低下させる原因となる。しかし、これまで、こうしたＭｎＳ系介在物の析出・変形制御の視点にたって伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提案した例は見られない。
【００１１】
そこで、本発明は、上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、その目的とするところは、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させた伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上述の如き問題点を解決するために、本発明者は、鋳片中に微細なＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓとして析出させ（本発明において、ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの三つの介在物を、便宜上、ＭｎＳ系介在物と呼ぶ）この、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させ、伸びフランジ性を向上させる方法、および疲労特性を劣化させない添加元素の解明を中心に鋭意研究を進めた。その結果、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓが析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳが著しく減少し、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、これが上述の如き耐疲労性等の向上につながることを解明した。また、微細な酸化物、ＭｎＳ系介在物とするために、まずＳｉで脱酸を行い、次にＴｉで脱酸を行い、最後にＣｅ、Ｌａの添加により脱酸を行う、３段階の逐次脱酸とすることが、各段階で生成する酸化物を微細化することにつながり、有効であることを解明した。
【００１３】
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる例も観察されたが、伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮはＭｎＳ系介在物の対象としない。
【００１４】
本発明に係る伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板の要旨は、以下の通りである。
【００１５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【００１６】
（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００１７】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００１８】
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００１９】
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００２０】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２１】
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２２】
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
【００２３】
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２４】
（７）質量％で、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２５】
（８）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０８〜１．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０００５％以上、酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板。
【００２６】
（９）質量％で、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｍｏ：０．０１〜０．４％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０００１〜０．００４％の１種または２種以上を含有していることを特徴とする（１）〜（８）のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性低降伏比高強度鋼板。
【００２７】
（１０）製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを１．０〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを実質的に添加することなく、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５〜０．０４％とすることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【００２８】
（１１）前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％、Ｃａを０．０００１〜０．００４％のいずれか一種または二種以上となる様に添加することを特徴とする（１０）に記載の伸びフランジ性と疲労特性高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【００２９】
ちなみに、本発明における高強度鋼板とは、通常の熱延・冷延鋼板でそのままの裸での使用や、めっき、塗装などの表面処理が施されて使用される場合を含むものである。
【発明の効果】
【００３０】
本発明の方法によれば、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物として析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることができ、また、組織の結晶粒径を微細なものとすることができるので、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
以下、本発明を実施するための最良の形態として、伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板について、詳細に説明をする。以下、組成における質量％は、単に％と記載する。
【００３２】
先ず、本発明を完成するに至った実験について説明する。
【００３３】
本発明者は、Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．７％、Ｍｎ：１．４％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％、Ｎ：０．００３％を含有し残部がＦｅである溶鋼に対して様々な元素を用いて脱酸を行い、鋼塊を製造した。得られた鋼塊を熱間圧延して３ｍｍの熱延鋼板とした。これら製造した熱延鋼板を引張試験、穴拡げ試験および疲労試験に供すると共に、鋼板中の介在物個数密度、形態および平均組成を調査した。
【００３４】
その結果、Ａｌで殆ど脱酸することなく、Ｓｉを添加して、その後にＴｉを添加して約２分程度撹拌した後、さらにその後に少なくともＣｅ、Ｌａを添加して、３段階による逐次脱酸した鋼板が最も伸びフランジ性と疲労特性に優れることが分かった。その理由は、Ｃｅ、Ｌａの添加による脱酸により生成した微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）ＳのＭｎＳ系介在物が析出し、圧延時にもこの析出したＭｎＳ系介在物の変形が起こり難いため、鋼板中には延伸した粗大なＭｎＳ系介在物が著しく減少する。また、鋼板組織の結晶粒径も微細なものとなる。その結果、繰り返し変形時や穴拡げ加工時において、これらのＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点や亀裂伝播の経路となり難くなり、これが上述の如き耐疲労性等の向上につながるためである。
【００３５】
なお、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドが微細化する理由は、最初にＳｉ脱酸で生成したＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉが還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元分解して微細なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイドを形成すること、さらに生成したＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイドおよびランタンオキシサルファイド自体と溶鋼との界面エネルギーが低いため生成後の凝集合体も抑制されるためである。
【００３６】
これら実験的検討から得られた知見に基づいて、本発明者は、以下に説明するように、鋼板の化学成分条件の検討を行い、本発明を完成させるに至った。
【００３７】
以下、本発明において化学成分を限定した理由について説明をする。
【００３８】
Ｃ：０．０３〜０．２０％
Ｃは、鋼の焼き入れ性と強度を制御する最も基本的な元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に対して有効に寄与する。即ち、このＣは、鋼板の強度を確保するために必須の元素であり、高強度鋼板を得るためには少なくとも０．０３％が必要である。しかし、このＣが過剰に含まれ０．２０％を超えると、加工性ならびに溶接性が劣化する。必要な強度を達成し、加工性・溶接性を確保するために、本発明においては、Ｃの濃度を０．２０％以下とする。
【００３９】
Ｓｉ：０．０８〜１．５％
Ｓｉは主要な脱酸元素の一つであり、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するとともに、焼入れ硬化層の粒径を微細化させる機能を担う。このＳｉは、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制するとともに、ベイナイト組織の生成に対しても有効であるため、伸びを大きく損なうことなく強度を向上し、低降伏比で穴広げ性を改善するために重要な元素である。溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させるためには（このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉが還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａが還元することにより介在物を微細化させるため）、Ｓｉを０．０８％以上添加する必要がある。このため、本発明においては、Ｓｉの下限を０．０８％とした。これに対して、Ｓｉの濃度が高すぎると、介在物中のＳｉＯ2濃度が高くなって大型介在物が生成し易くなり、また靭延性が極端に悪くなり、表面脱炭や表面疵が増加するため疲労特性が却って悪くなる。これに加えて、Ｓｉを過剰に添加すると溶接性や延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明においては、Ｓｉの上限を１．５％とした。
【００４０】
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、製綱段階での脱酸に有用な元素であり、Ｃ、Ｓｉとともに鋼板の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには、このＭｎを１．０％以上は含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎを、３．０％を超えて含有させるとＭｎの偏析や固溶強化の増大により延性が低下する。また、溶接性や母材靭性も劣化するのでこのＭｎの上限を３．０％とする。
【００４１】
Ｐ：０．０５％以下
ＰはＦｅ原子よりも小さな置換型固溶強化元素として作用する点において有効であるが、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させ、加工性の劣化が懸念されるので０．０５％以下とする。また固溶強化の必要がなければＰを添加する必要はなく、Ｐの下限値は０％を含むものとする。
【００４２】
Ｓ：０．０００５％以上
Ｓは、不純物として偏析して、ＳはＭｎＳ系の粗大な延伸介在物を形成して伸びフランジ性を劣化させるため、極力低濃度であることが望ましい。従来は、伸びフランジ性確保すべく、Ｓの濃度を極低硫化させる必要があった。しかし、鋼板の材質を向上するために０．０００５％未満とするには、二次精錬での脱硫負荷が大きすぎ、脱硫コストが高くなり、それに見合った材質が得られない。従って、二次精錬での脱硫を前提とした場合のＳ濃度の下限を０．０００５％とした。
【００４３】
また、本発明では微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物を形態制御することができるため、基本的に二次精錬の脱硫処理を省略できるというメリットを享受できる。。すなわち、鋼中のＳ濃度にバランスさせたＣｅ， Ｌａ濃度を設定でき、ＭｎＳ系介在物を形態制御し、圧延時にも変形が起こり難く、介在物の延伸を防止することができるため、Ｓの濃度の上限値は特に規定しない。
【００４４】
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｔｉは主要な脱酸元素の一つであるとともに、炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、熱間圧延の加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させ、オーステナイトの粒成長を抑制するため微細化に寄与し、熱間圧延時の動的再結晶に有効に作用し、伸びフランジ性を著しく向上させる機能を担う。これには、酸可溶Ｔｉを０．００８％以上添加する必要がある。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの下限を０．００８％とした。
【００４５】
一方、０．２％を超えて含有すると、脱酸における効果が飽和するのみならず、熱延前の加熱時に粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成し、かえって材質の劣化を招き、含有量に見合う効果が期待できない。このため、本発明においては、酸可溶Ｔｉの濃度の上限を０．２％とする。
【００４６】
また、溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させるため、Ｓｉで脱酸を行い、逐次的にＴｉで脱酸し、その後さらに、Ｃｅ、Ｌａで脱酸する。こうした逐次脱酸により、一旦ＳｉＯ２系介在物を生成させ、このＳｉＯ２系介在物を後から添加したＴｉで還元分解して微細なＴｉオキサイドを生成し、さらにＣｅ、ＬａでＴｉオキサイドを還元することにより介在物を微細化させることができる効果を持っている。
【００４７】
Ｎ：０．０００５〜０．０１％
Ｎは、溶鋼処理中に空気中の窒素が取り込まれることから、鋼中に不可避的に混入する元素である。Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。しかしながら、このＮを添加し過ぎると、ＡｌやＴｉ等と粗大な析出物を生成し、伸びフランジ性を劣化させる。このため、本発明においては、Ｎの濃度の上限を０．０１％とする。一方、Ｎの濃度を０．０００５％未満とするにはコストが高くなるので０．０００５％を下限とする。
【００４８】
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下
酸可溶Ａｌはその酸化物がクラスター化して粗大になり易く、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させるため極力抑制することが望ましい。しかしながら、予備的な脱酸材として０．０１％までは用いることが許容される。これは、酸可溶Ａｌ濃度が０．０１％超になると、介在物中のＡｌ２Ｏ３含有率が５０％を超え、介在物のクラスター化が起こるためである。クラスター化防止の観点から酸可溶Ａｌ濃度は低い方が良く、下限値は０％を含む。また、酸可溶Ａｌ濃度とは、酸に溶解したＡｌの濃度を測定したもので、溶存Ａｌは酸に溶解し、Ａｌ２Ｏ３は酸に溶解しないことを利用した分析方法である。ここで、酸とは、例えば塩酸１、硝酸１、水２の割合（質量比）で混合した混酸が例示できる。この様な酸を用いて、酸に可溶なＡｌと、酸に溶解しないＡｌ２Ｏ３とに分別でき、酸可溶Ａｌ濃度が測定できる。
【００４９】
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％
Ｃｅ、ＬａはＳｉ脱酸により生成したＳｉＯ2、逐次的にＴｉ脱酸により生成したＴｉＯ２，Ｔｉ２Ｏ３を還元し、ＭｎＳ系介在物の析出サイトとなり易く、且つ硬質、微細で圧延時に変形し難いＣｅ酸化物（例えば、Ｃｅ２Ｏ３、ＣｅＯ２）、セリュウムオキシサルファイド（例えば、Ｃｅ２Ｏ２Ｓ）、Ｌａ酸化物（例えば、Ｌａ２Ｏ３、ＬａＯ２）、ランタンオキシサルファイド（例えば、Ｌａ２Ｏ２Ｓ）、Ｃｅ酸化物−Ｌａ酸化物、或いはセリュウムオキシサルファイド−ランタンオキシサルファイドを主相（５０％以上を目安とする。）とする介在物を形成する効果を有している。
【００５０】
ここで、上記介在物中には、脱酸条件によりＭｎＯ、ＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、或いはＡｌ２Ｏ３を一部含有する場合もあるが、主相が上記酸化物であればＭｎＳ系介在物の析出サイトとして十分機能し、且つ介在物の微細・硬質化の効果も損なわれることはない。このような介在物を得るためには、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度を０．０００５％以上０．０４％以下にする必要がある。ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計濃度が０．０００５％未満ではＳｉＯ２、ＴｉＯ２、Ｔｉ２Ｏ３介在物を還元できず、０．０４％超ではセリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、粗大な介在物となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００５１】
以下、本発明においての、選択元素について化学成分を限定した理由について説明をする。これらの元素は選択元素であることから、添加の有無は任意である。
【００５２】
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、０．１０％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、コストが高くなるので０．１０％を上限とする。
【００５３】
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｖは、ＣもしくはＮと炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して母材組織の細粒化を促進する。この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、０．０５％を超えて多量に含有しても効果が飽和し、コストが高くなるので０．０５％を上限とする。
【００５４】
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｃｒは鋼の焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．６％を上限とする。
【００５５】
Ｍｏ：０．０１〜０．４％
Ｍｏは鋼の焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を確保するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって強度−延性のバランスを劣化させる。そのため、０．４％を上限とする。
【００５６】
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上し、粒界を強化し、加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０００３％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００３％を上限とする。
【００５７】
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
Ｃａは硫化物の形態を制御して鋼の加工性を向上するために、必要に応じて含有することができ、この効果を得るためには少なくとも０．０００１％が好ましい。しかし、多量の含有はかえって鋼の清浄性を損ない、延性を劣化させる。そのため、０．００４％を上限とする。
【００５８】
次に、本発明の鋼板中における介在物の存在条件について説明する。尚、鋼鈑とは、熱
間圧延、或いはさらに冷間圧延を経て得られた圧延後の板を意味している。
【００５９】
伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得るためは、割れ発生の起点や割れ伝播の経路となり易い延伸した粗大なＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ、ＴｉＳ、（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓ介在物）を鋼板中でできるだけ低減することが重要である。本発明者は、円相当径１μｍ未満のＭｎＳ系介在物は割れ発生起点としては無害であり、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させないことを実験を介して知見しており、また、円相当直径１μｍ以上の介在物は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等による観察も容易であることから、鋼板における円相当直径が１μｍ以上の介在物を対象として、その形態および組成を調査し、ＭｎＳ系介在物の分布状態を評価した。ここで、円相当直径とは、断面観察した介在物の長軽と短径から、（長径×短径）・0.5として求めたものと定義する。なお、ＭｎＳ系介在物の円相当直径の上限は特に規定するものではないが、現実的には１ｍｍ程度のＭｎＳ系介在物が観察される場合がある。
【００６０】
延伸介在物の個数割合は、ＳＥＭを用いてランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の複数個（例えば５０個程度）の介在物を組成分析すると共に、介在物の長径と短径をＳＥＭ像から測定する。ここで延伸介在物を、長径／短径（延伸割合）が５以上の介在物とするとき、検出した上記延伸介在物の個数を、調査した全介在物個数（上述の例でいうと５０個程度）で除すことにより、上記延伸介在物の個数割合を求めることができる。
【００６１】
なお、介在物の延伸割合を５以上とした理由は、Ｃｅ、Ｌａを添加しない比較鋼板中の延伸割合５以上の介在物は、殆どＭｎＳ系介在物であったためである。尚、MｎS系介在物の延伸割合の上限は特に規定するものではないが、現実的には延伸割合５０程度のＭｎＳ系介在物が観察される場合もある。
【００６２】
その結果、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。即ち、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、本発明においては、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合は２０％以下とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、その延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値は０％を含む。
【００６３】
ここで、円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合の下限値が０％の意味するところは、円相当直径が１μｍ以上の介在物であるが延伸割合５以上のものが存在しない場合、又は延伸割合５以上の延伸介在物であっても、円相当直径がすべて１μｍ未満という場合である。
【００６４】
また、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となっている。この介在物の形態としては、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００６５】
なお、ＴｉＮが微細で硬質なＣｅ酸化物、Ｌａ酸化物、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイド上にＭｎＳ系介在物と共に複合析出してくる場合もある。但し、前述の通り、ＴｉＮは伸びフランジ性と疲労特性にはほとんど影響がないことが確認されたため、ＴｉＮは本発明のＭｎＳ系介在物の対象としない。
【００６６】
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、鋼板中でも延伸していない形状、すなわち、ほぼ球状介在物となっている。
【００６７】
ここで、延伸していないと判断される球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物である。これは、圧延前の鋳片段階においてＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物における延伸割合が３以下であったためである。また、延伸していないと判断される球状介在物は、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
【００６８】
このような介在物の個数割合の調査を延伸介在物の個数割合調査と同様の方法で実施した。その結果、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合が１０％未満になると、これに対応して、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。このため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の個数割合は１０％以上とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その個数割合の上限値は１００％を含む。
【００６９】
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、圧延時にも変形が起こり難いため、その円相当直径は特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、あまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
【００７０】
一方、この介在物は、圧延時にも変形が起こり難い上に、円相当直径が１μｍ未満の場合は、割れ発生起点とならないことから、円相当直径の下限は特に規定するものではない。
【００７１】
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における介在物の存在条件として、介在物の単位体積当たりの個数密度で規定することとした。
【００７２】
介在物の粒径分布は、スピード法による電解面のＳＥＭ評価で実施した。スピード法による電解面のＳＥＭ評価とは、試料片の表面を研磨後、スピード法による電解を行い、試料面を直接ＳＥＭ観察することにより介在物の大きさや個数密度を評価するものである。なお、スピード法とは、１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニュウムクロライド−メタノールを用いて試料表面を電解し、介在物を抽出する方法であるが、電解量としては試料表面の面積１ｃｍ２当たり１Ｃを電解した。このようにして電解した表面のＳＥＭ像を画像処理して、円相当直径に対する頻度（個数）分布を求めた。この粒径の頻度分布から平均円相当直径を算出すると共に、観察した視野の面積と、電解量から求めた深さで頻度を除すことにより介在物の体積当たりの個数密度も算出した。
【００７３】
割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、延伸割合５以上の介在物の体積個数密度を評価した結果、１．０×１０４個／ｍｍ３以下であると伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３を超えると、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数密度が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下とする。また、伸びフランジ性や疲労特性は延伸したＭｎＳ系介在物が少ないほど良好であるため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値は０％を含む。
【００７４】
ここで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の体積個数密度の下限値が０％の意味するところは、上記と同様である。
【００７５】
また、直径１μｍ以上、かつ、延伸率５以上の延伸介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下に形態制御された鋼板では、これに対応して、延伸していないＭｎＳ系介在物はＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態となり、その形状はほぼ球状介在物となっていた。
【００７６】
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００７７】
また、球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１になるため、延伸割合の下限は１である。
【００７８】
このような介在物の体積個数密度を調査した結果、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上に析出制御された鋼板では、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３未満になると、これに対応して、ＭｎＳ系の延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の体積個数密度は１．０×１０３個／ｍｍ３以上に規定する。また、伸びフランジ性や疲労強度は、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてＭｎＳ系介在物を多数析出させた方が良好であるため、その体積個数密度の上限値は特に規定するものではない。
【００７９】
なお、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の円相当直径は、上記と同様に、特に規定するものではなく、１μｍ以上でも良い。但し、この円相当直径があまり大きすぎると割れ発生起点となることが懸念されるため、上限は５０μｍ程度が好ましい。
【００８０】
一方、この介在物の円相当直径が１μｍ未満の場合は、全く問題はないため、下限は特に規定するものではない。
【００８１】
次に、上記で述べた本発明の鋼板中における延伸介在物の存在条件として、円相当直径の上限値で規定した。具体的には、割れ発生の起点となり伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径を評価した結果、この延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが分かった。これは、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合が増加するにつれて、この延伸介在物の平均円相当直径が大きくなることに着目し、延伸介在物の平均円相当直径を指標として規定したものである。これは、溶鋼中のＭｎやＳの量が増加するにつれて、生成するＭｎＳ系介在物の個数が増加するとともに、生成するＭｎＳ系介在物の大きさも粗大化するものと推定される。
【００８２】
そこで、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物が１０μｍを超えて大きくなると、これに応じて、この延伸介在物の個数割合が２０％を超えるため、割れ発生の起点となり易い粗大なＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下するため、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とする。
【００８３】
なお、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合５以上の延伸介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下という規定は、円相当直径１μｍ以上の介在物が鋼鈑中に存在する場合であることを意味しているため、円相当直径の下限値は１μｍとなる。
【００８４】
一方で、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物が析出した介在物中のＣｅもしくはＬａの平均組成の含有量で規定した。
【００８５】
具体的には、上述したように、伸びフランジ性と疲労特性を向上させる上で、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することが重要である。
【００８６】
この介在物の形態としては、上記と同様に、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出していれば良く、特に規定するものではないが、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドを核としてその周囲にＭｎＳ系介在物が析出している場合が多い。
【００８７】
また、球状介在物とは、特に規定するものではないが、鋼鈑中の延伸割合３以下の介在物、好ましくは２以下の介在物とする。ここで、完全に球状であれば、延伸割合が１であるため、延伸割合の下限は１である。
【００８８】
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な組成を明らかにするため、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の組成分析を実施した。
【００８９】
但し、この介在物の円相当直径が１μｍ以上であれば観察が容易なことから、便宜的に、円相当直径１μｍ以上を対象とした。但し、観察が可能であれば、円相当直径が１μｍ未満の介在物も含めても良い。
【００９０】
また、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物は、延伸していないため、延伸割合はすべて３以下の介在物となっていることが確認された。従って、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物を対象に組成分析を実施した。
【００９１】
その結果、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜５０％含有させると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が０．５質量％未満になると、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
【００９２】
一方、円相当直径１μｍ以上、かつ、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率が５０％超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００９３】
また、上記で述べた本発明の鋼板中における、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物の存在条件として、ＭｎＳ系介在物がＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドで如何に改質されているかを捉えることをＳに着目し、鋼板の化学成分（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ質量比で規定し、整理することを着想した。具体的には、この質量比が小さいときには、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が単独で多数析出することになる。この質量比が大きくなってくると、ＭｎＳ系介在物に比し、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドが多くなってきて、これらＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物が多くなってくる。すなわち、ＭｎＳ系介在物がＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドで改質されてくる。こうして、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるために、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させ、ＭｎＳ系介在物の延伸を防止することに繋がり、この効果を整理するための化学成分比である。
【００９４】
そこで、ＭｎＳ系介在物の延伸抑制に有効な化学成分比を明らかにするため、鋼板の（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比を変化させて、介在物の形態、伸びフランジ性と疲労特性を評価した。その結果、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であると、伸びフランジ性と疲労特性が向上することが判明した。（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１未満になると、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した形態の介在物個数割合が大きく減少するため、これに対応して、割れ発生の起点となり易いＭｎＳ系延伸介在物の個数割合が多くなり過ぎ、伸びフランジ性と疲労特性が低下する。
【００９５】
一方、（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が７０超になると、セリュウムオキシサルファイド、ランタンオキシサルファイドが多量に生成し、円相当直径が５０μｍ程度以上の粗大な介在物となるため、伸びフランジ性や疲労特性を劣化させる。
【００９６】
次に、鋼板の組織について説明する。
【００９７】
本発明では、鋳片中に微細なＭｎＳ系介在物を析出させ、さらに圧延時に変形を受けず、割れ発生の起点となり難い微細球状介在物として鋼板中に分散させることにより、伸びフランジ性と疲労特性を向上させるものであり、鋼板のミクロ組織は特に限定するものではない。
【００９８】
本発明では、鋼板の組織における結晶粒径を１０μｍ以下とすることが好ましい。鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、ベイニティック・フェライトを主相とする組織にした鋼板、フェライト相を主相とし、マルテンサイト相、ベイナイト相を第２相とする複合組織鋼板、そしてフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相（マルテンサイトもしくはベイナイト）からなる複合組織鋼板の、いずれの組織でも良い。
【００９９】
また、いずれの組織においても、結晶粒径を１０μｍ以下に微細化することにより、穴拡げ性と疲労特性を向上させることができるため好ましい。平均粒径が１０μｍを超えると、延性・疲労特性の向上が小さくなる。穴拡げ性と疲労特性の向上のためには、より好ましくは８μｍ以下である。ただし一般的には、足回り部品などのような優れた伸びフランジ性を得るには、延性ではやや劣るものの望ましくは、フェライトもしくはベイナイト相が面積比で最大の相であることが好ましい。
【０１００】
次に製造条件を説明する。
【０１０１】
本発明では転炉で吹錬して脱炭し、或いは更に真空脱ガス装置を用いて脱炭し
た溶鋼中に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ等の合金を添加し撹拌して、脱酸と成分調整を行う。
【０１０２】
この時に、Ａｌは実質的に添加しないこととするが、酸可溶Ａｌが僅かに残る程度の少量のＡｌを添加する程度であれば脱酸しても良く、この程度の少量添加については、実質的に添加しないことに含むこととする。その際、少量のＡｌにより生成するＡｌ２Ｏ３に応じた約３分程度の浮上時間を採ることが好ましい。
【０１０３】
また、Ｓについては、前述の通り、精錬工程で脱硫を行わなくても良いため、脱硫工程を省略できる。但し、Ｓ≦２０ｐｐｍ程度の極低硫鋼を溶製するために二次精錬で溶鋼脱硫が必要な場合は、脱硫を行って、成分調整を実施することでも良い。
【０１０４】
その後Ｓｉを添加してから３分程度してからＴｉを添加し約２分程度の撹拌時間を置いた後、逐次的にＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して成分調整を行う。ここで、選択元素を添加する場合は、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前までに行い、十分撹拌し、必要に応じて選択元素の成分調整が行われた後に、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の添加を行う。このようにして溶製された溶鋼を連続鋳造して鋳片を製造する。
【０１０５】
連続鋳造については、通常の２５０ｍｍ厚み程度のスラブ連続鋳造に適用されるだけでなく、ブルームやビレット、さらにはスラブ連続鋳造機の鋳型厚みが通常より薄い、例えば１５０ｍｍ以下の薄スラブ連続鋳造に対して十分に適用可能である。
【０１０６】
高強度熱延鋼板を製造するための熱延条件について述べる。
【０１０７】
熱延前のスラブの加熱温度は鋼中の炭窒化物などを固溶させるため１１５０℃以上とすることが好ましい。これら炭窒化物を固溶させておくことにより、圧延後の冷却過程で延性の向上にとって好ましいフェライト量が得られる。一方、熱延前のスラブの加熱温度が１２５０℃を超えるとスラブ表面の酸化が著しくなり、特に粒界が選択的に酸化されることに起因する楔状の表面欠陥がデスケーリング後に残り、それが圧延後の表面品位を損ねるので上限を１２５０℃とすることが好ましい。
【０１０８】
上記の温度範囲に加熱された後に、通常の熱間圧延を行うが、その工程の中で仕上げ圧延完了温度は鋼板の組織制御を行う場合に重要である。仕上げ圧延完了温度が、Ａｒ3点＋３０℃未満では表層部の結晶粒径が粗大になり易く、疲労特性上好ましくない。一方、Ａｒ3点＋２００℃超では圧延終了後のオーステナイト粒径が粗大になり、冷却中に生成する相の構成および分率が制御しづらくなるので、上限をＡｒ3点＋２００℃とすることが好ましい。
【０１０９】
また、仕上げ圧延後の鋼板の平均の冷却速度を１０〜１００℃／秒とし、４５０〜６５０℃の範囲で巻き取り温度とする場合、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、４００℃以下で巻き取り温度とする場合とで、目的とする組織構成に応じて選択する。圧延後の冷却速度と巻き取り温度をコントロールすることによって、前者の圧延条件では、ポリゴナル・フェライト、ベイニティック・フェライト、およびベイナイト相から一つまたは二つ以上の組織とその分率を持った鋼板を、後者の圧延条件では、延性に優れる多量のポリゴナル・フェライト相とマルテンサイト相の複合組織をもつＤＰ鋼板を得ることができる。
【０１１０】
上記の平均の冷却速度が１０℃／秒未満では伸びフランジ性に好ましくないパーライトが生成しやすくなり好ましくない。一方、組織制御の上では冷却速度に上限を設ける必要はないが、余りに速い冷却速度は鋼板の冷却を不均一にするおそれがあり、またそうした冷却を可能にするような設備の製造には多額の費用が必要となり、そのことで鋼板の価格上昇を招くと考えられる。このような観点から、冷却速度の上限は１００℃／秒とするのが好ましい。
【０１１１】
本発明による高強度冷延鋼板は、熱延、巻き取り後、酸洗、スキンパス等の工程を経た鋼板を、冷間圧延し、焼鈍を行うことにより製造される。バッチ焼鈍、連続焼鈍などの焼鈍工程で焼鈍して、最終的な冷延鋼板とする。
【０１１２】
また、本発明による高強度鋼板は電気めっき用鋼板として適用してもよいことは言うまでもない。電気めっきを施しても本発明高強度鋼板の機械特性には何ら変化が無い。
【実施例】
【０１１３】
以下、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
【０１１４】
表１に化学成分を示すスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、厚さ３．２ｍｍの熱延板を得た。
【０１１５】
【表１】
【０１１６】
【表２】
【０１１７】
この表１においては、鋼番号（以下、鋼番という。）１、３、５、７、９、１１、１３については、本発明に係る高強度鋼板の範囲内の組成で構成し、鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４については、本発明に係る高強度鋼板の範囲から逸脱させた比較鋼として構成している。鋼番２、４、６、８、１０、１４においては、酸可溶Ａｌを０．０１％超含有させたスラブとし、また、鋼番８、１０、１２、１４においては、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５未満まで低減させたスラブとして構成したものである。
【０１１８】
ちなみに、この表１において、鋼番１と鋼番２、鋼板３と鋼番４、鋼番５と鋼番６、鋼番７と鋼番８、との間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、酸可溶Ａｌ等を互いに異ならせている。また、鋼番９と鋼番１０、鋼板１１と鋼番１２、鋼番１３と鋼番１４、とのとの間でそれぞれ比較をすることができるように、互いにほぼ同一組成で構成した上で、Ｃｅ＋Ｌａ等を互いに異ならせている。
【０１１９】
また、この表２においては、条件Ａとして、加熱温度を１２５０℃、仕上圧延完了温度を８４５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を７５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。条件Ｂとして、加熱温度を１２００℃、仕上圧延完了温度を８６０℃、仕上げ圧延後６８０℃まで約５℃／秒で空冷保持し、その後３０℃／秒以上の冷却速度、巻き取り温度を４００℃としている。条件Ｃとして、加熱温度を１２００℃、仕上圧延完了温度を８２５℃、仕上げ圧延後の冷却速度を４５℃／秒、巻き取り温度を４５０℃としている。
【０１２０】
鋼番１と鋼番２に対しては、条件Ａを、また、鋼番３と鋼番４に対しては、条件Ｂを、
鋼番５と鋼番６に対しては、条件Ａを、更に鋼番７と鋼番８に対しては、条件Ｃを、鋼番９と鋼番１０に対しては、条件Ａを、鋼番１１と鋼番１２に対してと、鋼番１３と鋼番１４に対しては、条件Ｃを適用するようにすることで、同一製造条件下で化学組成の影響を比較できるようにしている。
【０１２１】
このようにして得られた鋼板の基本特性として、強度、延性、伸びフランジ性、疲労限度比を調べた。
【０１２２】
また、鋼板中の延伸介在物の存在状態として、すべて１μｍ以上の介在物を対象として、延伸割合５以上の介在物については個数割合、体積個数密度、平均円相当直径を調べた。
【０１２３】
さらに、鋼板中の延伸していない介在物の存在状態として、すべて１μｍ以上の介在物を対象として、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合および体積個数密度と、延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の含有量の平均値を調べた。
【０１２４】
なお、１μｍ以上の介在物を対象としたのは、観察が容易であることに加えて、１μｍ未満の介在物は伸びフランジ性や疲労特性の劣化に影響しないためである。
【０１２５】
その結果を鋼と圧延条件の組み合わせ毎に表３に示す。
【０１２６】
【表３】
【０１２７】
強度と延性は、圧延方向と平行に採取したＪＩＳ５号試験片の引張試験により求めた。伸びフランジ性は、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの鋼板の中央に開けた直径１０ｍｍの打ち抜き穴を６０°の円錐パンチで押し広げ、板厚貫通亀裂が生じた時点での穴径Ｄ（ｍｍ）を測定し、穴拡げ値λ＝（Ｄ−１０）／１０で求めたλで評価した。また、疲労特性を表す指標として用いた疲労限度比は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５に準拠した方法で求めた２×１０６回時間強さ（σＷ）を鋼板の強度（σＢ）で除した値（σＷ／σＢ）で評価した。
【０１２８】
なお、試験片は同規格に規定の１号試験片であり、平行部が２５ｍｍ、曲率半径Ｒが１００ｍｍ、原板（熱延板）の両面を等しく研削した厚さ３．０ｍｍのものを用いた。
【０１２９】
さらに、介在物はＳＥＭ観察を行い、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について長径と短径を測定した。さらに、ＳＥＭの定量分析機能を用いて、ランダムに選んだ円相当直径１μｍ以上の介在物５０個について組成分析を実施した。それらの結果を用いて、延伸割合５以上の介在物の個数割合、延伸割合５以上の介在物の平均円相当直径、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合、さらに延伸割合３以下の介在物中におけるＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均値を求めた。また、介在物の形態別体積個数密度は、スピード法により電解面のＳＥＭ評価により算出した。
【０１３０】
表３から明らかなように、本発明の方法を適用した鋼番１、３、５、７、９、１１、１３では、Ｃｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させることにより、延伸したＭｎＳ系介在物を鋼板中で低減することができた。即ち、鋼鈑中にＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物が析出した介在物の個数割合を１０％以上、その介在物の体積個数密度を１．０×１０３個／ｍｍ３以上、鋼鈑中に存在する延伸割合３以下の介在物中のＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計の平均含有率を０．５％〜５０％とすることにより、円相当直径１μｍ以上で延伸割合５以上の延伸介在物の個数割合を２０％以下、その介在物の体積個数密度を１．０×１０４個／ｍｍ３以下、その介在物の平均円相当直径を１０μｍ以下とすることができた。なお、いずれの鋼板の組織においても、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであった。
【０１３１】
その結果、比較鋼と比べて、本発明鋼としての鋼番１、３、５、７では、伸びフランジ性と疲労特性に優れた鋼板を得ることができた。しかし、比較鋼（鋼番２、４、６、８、１０、１２、１４）では、平均結晶粒径は、いずれも１〜８μｍであったにもかかわらず、延伸したＭｎＳ系介在物とＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物もしくは、これにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドにＭｎＳ系介在物を析出させた介在物の分布状態が本発明で規定する分布状態と異なるため、鋼板加工時に延伸したＭｎＳ系介在物が割れ発生の起点となり、伸びフランジ性と疲労特性が低下していた。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を、個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
質量％で、
（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項８】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項９】
質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｍｏ：０．０１〜０．４％
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項１０】
製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを１．０〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを実質的に添加することなく、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５〜０．０４％とすることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【請求項１１】
前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％、Ｃａを０．０００１〜０．００４％のいずれか一種または二種以上となる様に添加することを特徴とする請求項１０に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の個数割合が２０％以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物を、個数割合で１０％以上含むことを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径が５以上の延伸介在物の体積個数密度が１．０×１０４個／ｍｍ３以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物の体積個数密度が１．０×１０３個／ｍｍ３以上であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中に存在する円相当直径１μｍ以上の介在物で、かつ、長径／短径５以上の延伸介在物の平均円相当直径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板中にはＣｅ、Ｌａの１種または２種からなる酸化物、もしくはこれにＳｉ、Ｔｉの１種または２種を含有する酸化物またはオキシサルファイドに、
ＭｎＳ、ＴｉＳ、または（Ｍｎ，Ｔｉ）Ｓの１種または２種以上が複合析出した介在物が存在し、該介在物中に平均組成でＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．５〜９５質量％含有することを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
質量％で、
（Ｃｅ＋Ｌａ）／Ｓ比が０．１〜７０であることを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項８】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０８〜１．５％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０００５％以上、
酸可溶Ｔｉ：０．００８〜０．２０％
Ｎ：０．０００５〜０．０１％、
酸可溶Ａｌ：０．０１％以下、
ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計：０．０００５〜０．０４％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、
その鋼板の組織における結晶の平均粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項９】
質量％で、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｃｒ：０．０１〜０．６％
Ｍｏ：０．０１〜０．４％
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ｃａ：０．０００１〜０．００４％
の１種または２種以上を含有していることを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板。
【請求項１０】
製鋼における精錬工程において、質量％で、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．０００５％以上に処理された溶鋼に、Ｃが０．０３〜０．２０％、Ｓｉを０．０８〜１．５％、Ｍｎを１．０〜３．０％、Ｎが０．０００５〜０．０１％となる様に添加もしくは調整し、その後、Ａｌを実質的に添加することなく、Ｔｉを添加し、その後ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加して、酸可溶Ｔｉを０．００８〜０．２０％、ＣｅもしくはＬａの１種または２種の合計を０．０００５〜０．０４％とすることを特徴とする伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【請求項１１】
前記精錬工程において、ＣｅもしくはＬａの１種または２種を添加する前に、さらに、質量％で、Ｎｂを０．０１〜０．１０％、Ｖを０．０１〜０．０５％、Ｃｒを０．０１〜０．６％、Ｍｏを０．０１〜０．４％、Ｂを０．０００３〜０．００３％、Ｃａを０．０００１〜０．００４％のいずれか一種または二種以上となる様に添加することを特徴とする請求項１０に記載の伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板用の溶鋼の溶製方法。
【公開番号】特開２００８−２７４３３６（Ｐ２００８−２７４３３６Ａ）
【公開日】平成２０年１１月１３日（２００８．１１．１３）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−１１７４６５（Ｐ２００７−１１７４６５）
【出願日】平成１９年４月２６日（２００７．４．２６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１１月１３日（２００８．１１．１３）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年４月２６日（２００７．４．２６）
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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